鈦合金因比強度高、不易腐蝕等優(yōu)異性能廣泛應用于航空、航天等高端制造領(lǐng)域[1-3]。鈦合金以鈦為基本元素,鈦的存在形式主要是α相和β相兩種同素異構體,而雙相鈦合金具有良好的塑韌性,且在高溫下組織和性能比較穩定[4-5]。其中最常用的雙相鈦合金TC4,其用量幾乎占全部鈦合金加工件的 95%[6]。
然而,鈦合金的加工難度較大,且加工后表面狀態(tài)不佳[7-8],導致其使用成本升高的同時(shí)零件的結構設計也受到制約。該問(wèn)題有望通過(guò)3D打印技術(shù)得到一定程度的解決。3D打印技術(shù)[9-10]又稱(chēng)為增材制造技術(shù),其主要利用金屬或塑料粉體等材料,通過(guò)分層制造,逐層疊加的方式來(lái)實(shí)現零件的加工制備,具有集成化高和精度高等優(yōu)點(diǎn)。3D打印技術(shù)采用不同于傳統減材制造的加工方法,有著(zhù)極高的材料利用率[11-12]。
但是3D打印所制備出來(lái)的鈦合金構件的微觀(guān)組織為尺寸不均勻的網(wǎng)籃組織,且宏觀(guān)組織存在明顯的各向異性,與普通鑄鍛態(tài)鈦合金均勻的等軸組織相比,網(wǎng)籃組織強度較低,且樣品內部存在的孔隙和少量缺陷會(huì )影響構件的力學(xué)性能。已有較多研究[13-15]表明熱處理可以有效改善3D打印鈦合金的組織結構,從而達到提升其力學(xué)性能的目的。
本文在不同的溫度條件下對3D打印TC4鈦合金進(jìn)行固溶 + 時(shí)效處理,對比觀(guān)察其微觀(guān)組織在熱處理后相對原始沉積態(tài)發(fā)生的變化,并系統分析相應的力學(xué)性能變化規律,以期得到具有良好綜合力學(xué)性能的3D打印鈦合金。
1、試驗材料及方法
試驗材料選用電弧熔絲增材制造法制備的3D打印TC4鈦合金(Ti-6Al-4V)。將所有TC4鈦合金試樣分成 5 組,其中 1 組作為原始沉積態(tài)分析其組織特點(diǎn)和對應的力學(xué)性能,另外 4 組分別進(jìn)行固溶 + 時(shí)效處理。TC4合金相變溫度約為(995 ± 15) ℃[16],因此本研究選取相變溫度附近的溫度進(jìn)行固溶處理,熱處理工藝為 890、920、960、1020 ℃ ×1 h(水冷)固溶 +490 ℃ ×2 h(爐冷)時(shí)效處理,所采用的設備為 SRJX-4-13 箱式電阻爐。
采用 CMT-5105 三思萬(wàn)能電子試驗機測試 5 組樣品的力學(xué)性能,并用 JSM-6510A 型掃描電鏡觀(guān)察其宏微觀(guān)斷口形貌,其中拉伸試驗嚴格按照 GB/T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗第 1 部分:室溫試驗方法》加工試樣,如圖1 所示,試樣厚度為2.5 mm,采用控制方式 GB/T228A224 確定施加載荷和加載速率并進(jìn)行試驗。采用Olympus MODEL GX51 光學(xué)顯微鏡觀(guān)察鈦合金熱處理前后的微觀(guān)組織,以分析力學(xué)性能和斷口形貌的變化。
2、試驗結果與討論
2.1顯微組織
圖 2 所示為3D打印TC4鈦合金在原始沉積態(tài)和經(jīng)不同溫度固溶 + 490 ℃ 時(shí)效處理后的顯微組織??梢钥闯?,鈦合金沉積態(tài)組織形貌特征主要為兩相相互交錯成類(lèi)似編織狀的網(wǎng)籃組織。經(jīng)不同固溶時(shí)效工藝處理后,合金的微觀(guān)組織形貌表現為不同特征,雖仍為α相和β相,但α相的含量、形貌發(fā)生了明顯變化。具體表現為:當固溶溫度為890 ℃時(shí),可以發(fā)現合金時(shí)效后的組織中細長(cháng)片狀α相以集束的形式生長(cháng)于完整的原始晶界附近,但局部存在魏氏組織,如圖 2( b) 所示;隨著(zhù)固溶溫度的升高,920 ℃ 時(shí)α相逐漸長(cháng)大成粗大的板條狀( 見(jiàn)圖2(c)),與 890 ℃ 時(shí)相比α相長(cháng)度變短、寬度增加,且魏氏組織基本消失;當固溶溫度升高到 960 ℃ 時(shí)(見(jiàn)圖2(d)),由于此溫度接近α→β 相轉變溫度(995 ±15) ℃
[16],粗大的板條狀α相組織在固溶處理過(guò)程中被溶解,初生α相的含量大大降低;而 1020 ℃ 的固溶溫度遠遠高于相變溫度,初生α相已經(jīng)被全部溶解,原始沉積態(tài)中魏氏組織形態(tài)已消除,原始α相的層片狀形貌也基本消失,僅能觀(guān)察到β相和部分次生馬氏體α相,如圖2(e) 所示。
2.2力學(xué)性能
3D打印TC4鈦合金的力學(xué)性能隨固溶溫度的變化趨勢如圖 3 所示,其中室溫(25 ℃)代表的是未經(jīng)固溶時(shí)效處理的原始沉積態(tài)試樣。由圖 3(a)可以看出,經(jīng)固溶時(shí)效處理以后,鈦合金的抗拉強度在整體上相對原始沉積態(tài)的鈦合金均有所提高,說(shuō)明固溶時(shí)效處理可有效提高3D打印TC4鈦合金的強度。隨著(zhù)固溶溫度的升高,抗拉強度先升后降,在固溶溫度為 920 ℃時(shí)達到最大值,為 1100 MPa,該值能夠與鑄鍛態(tài)TC4鈦合金的強度相媲美;當固溶溫度超過(guò) 920 ℃以后,抗拉強度不但沒(méi)有增加反而急劇下降。結合顯微組織不
難發(fā)現,沉積態(tài)組織為網(wǎng)籃組織;經(jīng)固溶時(shí)效處理后,組織中開(kāi)始出現α相集束,同時(shí)快冷中產(chǎn)生針狀次生α 相,抗拉強度有所提高,而固溶溫度為 920 ℃ 時(shí),魏氏組織基本消失,且組織內部存在大量的位錯塞積,使得抗拉強度大幅提高;但隨著(zhù)固溶溫度繼續升高,大量α 相溶解,強化相減少,抗拉強度又明顯下降。
由圖 3(b)可以看出,原始沉積態(tài)的3D打印TC4鈦合金的伸長(cháng)率可達 13% ,經(jīng)固溶時(shí)效處理后,鈦合金的伸長(cháng)率整體明顯降低,說(shuō)明固溶時(shí)效處理后 3D打印鈦合金的塑性相較于原始沉積態(tài)變差了。尤其是當固溶溫度大于 960 ℃時(shí),伸長(cháng)率顯著(zhù)減小,固溶溫度為 1020 ℃時(shí)甚至低于 6% ,此時(shí)材料的塑性變形能力很差,其工程意義變得不大。值得注意的是,當固溶溫度從 890 ℃ 升高到 960 ℃ 時(shí),伸長(cháng)率的變化趨勢也有一個(gè)小的回升,鈦合金的塑性變形能力有一定改善。
結合固溶溫度對3D打印TC4鈦合金強度和塑性?xún)烧叩挠绊懸幝煽梢缘贸?,固溶溫度的升高可以提高鈦合金的強度,同時(shí)卻降低了其塑性??傮w來(lái)看,當固溶溫度為 920 ℃ 時(shí),固溶時(shí)效處理后的3D打印TC4鈦合金可以獲得較好的綜合力學(xué)性能。
2.3斷口分析
對3D打印TC4鈦合金試樣拉伸斷口進(jìn)行宏微觀(guān)形貌觀(guān)察有利于了解固溶時(shí)效處理前后試樣的斷裂行為,與此同時(shí),斷口形貌也可以從側面反映材料的力學(xué)性能。
2.3.1宏觀(guān)形態(tài)特征
圖 4 所示為3D打印TC4鈦合金經(jīng)不同溫度固溶 +490 ℃時(shí)效處理的拉伸斷口宏觀(guān)形貌。由圖 4(a ~ d)可以看出,宏觀(guān)斷口均呈暗灰色、纖維狀,且表面不平整,即邊緣區域較高、內部較低。該形貌特征基本符合韌性斷裂的宏觀(guān)形態(tài)特征。韌性斷裂的宏觀(guān)斷口分為3 個(gè)區域:中心纖維區、裂紋擴展放射區以及邊緣剪切唇區。在同一種材料中,這 3 個(gè)區域的大小和比例可以反映試樣力學(xué)性能的差異。放射區是裂紋快速擴展的部分,其比例越小,說(shuō)明材料的塑性越好。換言之,材料的塑性越好,則纖維區和剪切唇區占的比例越大,放射區的占比越小甚至可能消失。
按此理論,圖 4(a)和(d)的塑性好于其他 3 個(gè),而圖 4(c)的塑性稍好于圖 4(b),圖 4(e)的塑性最差。原因在于:在圖 4(a)和(d)中可以發(fā)現其斷口呈現為纖維狀,并且不平整,具有邊緣較高,中心區域較低的特征,而且在中心區域可以看到明顯的同心圓狀紋理,而且在圖 4(a)中更是可以直觀(guān)地看到剪切唇和明顯的頸縮,這些都是典型的韌性斷裂的特征,說(shuō)明原始沉積態(tài) 3D打印TC4鈦合金的塑性最好;而圖 4(e)中幾乎觀(guān)察不到剪切唇區和纖維區所組成的同心圓形貌,斷口較為平整,其宏觀(guān)形態(tài)基本呈現不出典型的韌性斷裂特征。
2.3.2微觀(guān)形態(tài)特征
進(jìn)一步觀(guān)察拉伸斷口的微觀(guān)形態(tài)特征,可以確定鈦合金經(jīng)不同固溶時(shí)效處理后的斷裂機制,針對中心部位的纖維區和邊緣部位的剪切唇區分別進(jìn)行了詳細觀(guān)察,分別如圖 5 和圖 6 所示。
圖 5 顯示了不同固溶溫度下拉伸斷口纖維區的微觀(guān)形態(tài),均可觀(guān)察到清晰的韌窩,這是韌性斷裂的典型微觀(guān)特征。說(shuō)明無(wú)論塑性好壞,本組試樣的斷裂機制均是韌性斷裂,驗證了斷口宏觀(guān)形態(tài)分析對斷裂機理的判斷。位于斷口中心的纖維區是試樣發(fā)生斷裂的起始處,在拉伸載荷的作用下,此區域發(fā)生塑性變形并逐漸產(chǎn)生顯微空洞,經(jīng)長(cháng)大聚集并相互連接并形成裂紋,最終造成鈦合金的斷裂失效。相比之下,在原始沉積態(tài)的鈦合金斷口纖維區可觀(guān)察到大而深的韌窩,如圖 5(a) 所示,說(shuō)明未經(jīng)熱處理時(shí)鈦合金的塑性變形能力較強。經(jīng)過(guò) 890 ℃ 熱處理后,斷口纖維區的韌窩變得較淺,而當固溶溫度從 890 ℃升高到 960 ℃時(shí),韌窩又逐漸變大變深,如圖 5(b ~ d)所示,說(shuō)明其塑性變形能力又有一個(gè)提升,這與試樣力學(xué)性能分析中塑性的變化趨勢一致。而當固溶溫度為 1020 ℃時(shí),其微觀(guān)形態(tài)雖然是小而淺且不均勻的韌窩,如圖 5(e)所示,但這也只是說(shuō)明其塑性變差了,而其斷裂機制仍可以確定為韌性斷裂。
當材料中出現裂紋并快速擴展以后,斷口邊緣的剪切唇區便是斷裂的最后階段,通常表現為撕裂過(guò)程。從圖 4 中的宏觀(guān)照片來(lái)看,該區域較為平齊,不像中心纖維區凹凸不平,其具體的微觀(guān)形貌如圖 6 所示。在圖 6(a ~ d)中,可以看到明顯的韌窩,雖然其大小明顯小于中心纖維區的韌窩,但該區域仍可判斷為韌性斷裂。而在圖 6(e)中沒(méi)有觀(guān)察到明顯的韌窩,說(shuō)明該試樣已不具備韌性斷裂的特征,這與圖 3(b)中塑性變化的趨勢是一致的。由于斷口邊緣剪切唇區的面積較小,因此該區域對鈦合金塑性的影響要小于斷口中心的纖維區。
3、結論
1) 與原始沉積態(tài)3D打印TC4鈦合金相比,經(jīng)固溶時(shí)效處理后強度得到顯著(zhù)提高;且隨著(zhù)固溶溫度的升高,強度值先增后降,在 920 ℃ × 1 h 固溶 + 490 ℃ ×2 h 時(shí)效條件下達到最大值,為 1100 MPa,同時(shí)具有一定的塑性。
2) 未經(jīng)熱處理與經(jīng) 890 ~ 960 ℃ 固溶 + 490 ℃ 時(shí)效處理的TC4鈦合金,其斷口的宏觀(guān)形態(tài)顯示出明顯的纖維區和剪切唇區;其微觀(guān)形態(tài)則由韌窩組成,為典型的韌性斷裂特征。
3) 通過(guò)顯微組織觀(guān)察可以發(fā)現,經(jīng)過(guò)固溶 + 時(shí)效處理可消除3D打印TC4鈦合金中的魏氏組織,使其強度提高;但隨著(zhù)固溶溫度的升高,初生α相減少、針狀次生α相增加,材料的強度和伸長(cháng)率又會(huì )下降。
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